鋼板及鋼板製造方法

2023-05-15 17:08:56

專利名稱：鋼板及鋼板製造方法
技術領域：
本發明涉及鋼板及其製造方法。該鋼板特別適合用於熱鍛壓(hot stamping)。
本申請基於2010年10月22日在日本提出申請的日本特願2010-237249號主張優先權，並將其內容援引於此。
背景技術：
近年來，為了以良好的尺寸精度來製造用於汽車部件等的IlSOMPa級以上的高強度部件，開發出了下述技術:將鋼板加熱至奧氏體區域，在製成軟質且高延展性的狀態下進行壓製成形，然後在壓制模具內進行驟冷(淬火)，利用馬氏體相變來實現成形品的高強度化(以下稱為「熱鍛壓」)。
一般來說，熱鍛壓所用的鋼板含有較多的C成分以確保熱鍛壓後的成形品強度，且含有Mn及B以確保模具冷卻時的淬火性。如上所述淬火性高是熱鍛壓製品所需的特性，但在製造作為其原材料的鋼板時，這些特性多數情況下會帶來不利。例如對於淬火性高的鋼板，將熱軋後的鋼板在Run Out Table (輸出輥道，以下稱為「ROT」)上冷卻時，從奧氏體向鐵素體或貝氏體等低溫相變相的相變沒有完成，而在通過卷取工序變成卷材後進行相變。此時，由於卷材的最內周、最外周和邊緣部暴露於大氣中，因此與中心部相比冷卻快，其結果是顯微組織變得不均勻，產生熱軋板強度的偏差。此外，該熱軋板的顯微組織的不均勻會使冷軋及連續退火處理後的顯微組織也不均勻，熱鍛壓前的原材料強度產生偏差。作為消除熱軋工序中產生的顯微組織的不均勻性的手段，雖然可以考慮在熱軋工序或冷軋工序後通過間歇退火工序進行回火，但間歇退火通常需要3 4天，從生產率的觀點出發並不優選。對於除用於特殊用途的淬火用原材料等以外的普通鋼，近年來從生產率的觀點出發，通常不通過間歇退火工序而通過連續退火工序來進行熱處理。但是，在連續退火工序的情況下，由於退火時間短，因此很難通過如間歇處理那樣的長時間熱處理來進行碳化物的球狀化。該碳化物的球狀化是通過在Ac1相變點附近保持數十小時左右來進行鋼板的軟質化和均勻化的處理。而在連續退火工序這樣的短時間熱處理的情況下，無法確保球狀化所需的退火時間。也就是說在連續退火設備中，由於設備長度的限制，能夠在上述Ac1附近的溫度下保持的時間最多10分鐘左右即達到上限。在這樣短的時間內，碳化物在進行球狀化之前即被冷卻，而且局部鐵素體的再結晶延遲，因此退火後的鋼板維持硬質的狀態且變為不均勻的顯微組織。其結果如圖1所示，多數情況下在通過熱鍛壓工序被加熱前的原材料強度上廣生偏差。
現在，在廣泛v利 用的熱鍛壓成形中，通常將作為原材料的鋼板利用爐加熱升溫後，與壓制加工同時進行淬火，通過在加熱爐內均勻地加熱至奧氏體單相為止，可以消除上述原材料的強度偏差。但是，例如專利文獻I那樣，公開了下述方法:局部地進行加熱，製造一個部件中具有不同強度的部件。這是將部件中的特定部分加熱後進行熱鍛壓的技術。例如採用了這種作法時，還可能在鋼板中殘留未被加熱至奧氏體區域的原材料原樣的顯微組織。在這種方法中，由於局部地進行快速加熱，因此被加熱至奧氏體區域為止時的碳化物的溶解速度會大大影響之後的熱鍛壓時的淬火性和淬火後的強度。當對熱鍛壓所用的板材附上溫度分布時，在僅加熱至Ac1以下為止的低溫加熱部和有目的地不進行加熱的非加熱部(以下統稱為「非加熱部」)，鋼板的顯微組織與原材料原樣的狀態沒有太大變化。因此，加熱前的原材料強度直接成為成形品的強度。然而，如上所述那樣，熱軋後進行冷軋並經過連續退火工序後的原材料強度存在如圖1所示那樣的偏差，非加熱部是硬質的且強度偏差大，因此存在成形品的品質精度的管理和這些非加熱部的壓製成形困難的問題。另外，當為了消除這些原材料強度的偏差而在退火工序中以形成奧氏體單相的方式加熱至Ac3以上時，由於上述Mn、B的效果所帶來的高淬火性，在退火工序結束階段會生成馬氏體、貝氏體等硬質相，原材料強度顯著提高。其作為熱鍛壓原材料不僅會成為鍛壓前衝裁時模具磨損的原因，還會使非加熱部的成形性或形狀凍結性顯著降低。因此，考慮到不僅在熱鍛壓淬火後形成所需的強度、而且得到非加熱部的成形性和形狀凍結性，作為熱鍛壓前的原材料優選軟質且偏差小的原材料，而且具有在熱鍛壓淬火後可得到所需的強度的C量和淬火性。但是，當優先考慮製造成本而以連續退火設備中的鋼板的製造為前提時，在以往的退火技術中存在該控制困難的問題。此外，還存在下述問題:當熱鍛壓時的加熱是低溫且短時間時，碳化物難以在奧氏體中溶解，熱鍛壓後的成形體在淬火後得不到所需的強度。現有技術文獻專利文獻專利文獻1:日本特開2011-152589號公報非專利文獻

非專利文獻1:丸善株式會社社團法人日本金屬學會鐵鋼材料p-21非專利文獻2:Steel Standardization Group, 「A Review of the SteelStandardization Group』 s Method for the Determination of Critical Points ofSteel, 」Metal Progress, Vol.49, 1946,p.1169非專利文獻3 焼入札性一求A方i活用一(淬火性一獲得方法和利用一)」大和田久重雄著日刊工業新聞社

發明內容
發明要解決的課題本發明的目的在於解決上述問題，提供下述熱鍛壓用鋼板及其製造方法，該熱鍛壓用鋼板的特徵在於，熱鍛壓工序中加熱前的強度特性為軟質且均勻，而且即使是低溫短時間的加熱，淬火性也高。用於解決課題的手段本發明採用以下的構成及方法來解決上述課題。( I)本發明的第I方式是一種鋼板，其具有下述化學成分:以質量％計含有C:0.18% 0.35%、Mn:1.0% 3.0%、S1:0.01% 1.0%、P:0.001% 0.02%、S:0.0005%
0.01%,N:0.001% 0.01%,Al:0.01% 1.0%、T1:0.005% 0.2%、B:0.0002% 0.005%、以及Cr:0.002% 2.0%，餘量由鐵及不可避免的雜質構成，以體積分率計，鐵素體分率為50%以上，且未再結晶鐵素體分率為30%以下，固溶於鐵系碳化物中的Cr的濃度Cr0與固溶於母材中的Cr的濃度CrM之比Cr e /CrM的值為2以下，或者固溶於鐵系碳化物中的Mn的濃度Mn0與固溶於母材中的Mn的濃度MnM之比Μηθ/ΜηΜ的值為10以下。(2)上述(I)所述的鋼板中，上述化學成分進一步含有Mo:0.002% 2.0%、Nb:
0.002% 2.0%、V:0.002% 2.0%、N1:0.002% 2.0%、Cu:0.002% 2.0%、Sn:0.002%
2.0%、Ca:0.0005% 0.0050%,Mg:0.0005% 0.0050%、REM:0.0005% 0.0050% 中的 I 種以上。(3)上述(I)或(2)所述的鋼板中，淬火指數DIineh值為3以上。(4)上述(I) (3)中任一項所述的鋼板中，未分割的珠光體分率為10%以上。(5)本發明的第2方式是一種鋼板的製造方法，其具備下述工序:將含有上述(I)或(2)所述的化學成分的板坯進行熱軋而得到熱軋鋼板的熱軋工序；將熱軋後的上述熱軋鋼板進行卷取的卷取工序；將卷取後的上述熱軋鋼板進行冷軋而得到冷軋鋼板的冷軋工序；和將冷軋後的上述冷軋鋼板進行連續退火的連續退火工序，上述連續退火工序具備下述工序:將上述冷軋鋼板加熱至Ac1O °C以上且低於Ac3°C的溫度區域為止的加熱工序；將加熱後的上述冷軋鋼板以10°C /s以下的冷卻速度從最高加熱溫度冷卻至660°C的冷卻工序；和將冷卻後的上述冷軋鋼板在550°C 660°C的溫度區域中保持I分鐘 10分鐘的保持工序。(6)上述(5)所述的鋼板的製造方法中，在上述連續退火工序後，可以進行熱浸鍍鋅處理、合金化熱浸鍍鋅處理、熱浸鍍鋁處理、合金化熱浸鍍鋁處理、以及電鍍處理中的任一種。

(7)本發明的第3方式是一種鋼板的製造方法，其具備下述工序:將含有上述(I)或(2)所述的化學成分的板坯進行熱軋而得到熱軋鋼板的熱軋工序；將熱軋後的上述熱軋鋼板進行卷取的卷取工序；將卷取後的上述熱軋鋼板進行冷軋而得到冷軋鋼板的冷軋工序；和將冷軋後的上述冷軋鋼板進行連續退火的連續退火工序，在上述熱軋工序中，在由連續的5臺以上的軋制機架構成的熱精軋中，將最終軋機Fi中的熱精軋溫度FiT設定在(Ac3-SO) V (Ac3 + 40) °C的溫度範圍內，將從在位於上述最終軋機Fi之前的軋機匕_3開始軋制至在上述最終軋機Fi中結束軋制為止的時間設定在2.5秒以上，將在上述軋機Fp3中的熱軋溫度FiJ設定在FiT + IOO0C以下進行軋制，在600°C Ar3°C的溫度區域中保持3秒 40秒後，通過上述卷取工序進行卷取，上述連續退火工序具備下述工序:將上述冷軋鋼板加熱至(Ac1 - 40) °C以上且低於Ac3°C的溫度區域為止的加熱工序；將加熱後的上述冷軋鋼板以10°C /s以下的冷卻速度從最高加熱溫度冷卻至660°C的冷卻工序；和將冷卻後的上述冷軋鋼板在450°C 660°C的溫度區域中保持20秒 10分鐘的保持工序。(8)上述(7)所述的鋼板的製造方法中，在上述連續退火工序後，可以進行熱浸鍍鋅處理、合金化熱浸鍍鋅處理、熱浸鍍鋁處理、合金化熱浸鍍鋁處理、以及電鍍處理中的任一種。發明效果根據上述(I) (8)所述的構成及方法，通過使連續退火工序的加熱條件為上述構成，可以使連續退火後的鋼板的物性均勻且柔軟。通過使用這種物性均勻的鋼板，即使在熱鍛壓工序中存在非加熱部，也可以使熱鍛壓成形品的非加熱部的強度穩定，而且即使成形後的冷卻速度低也可以通過低溫短時間的加熱得到足夠的淬火強度。另外，通過在連續退火後進行熱浸鍍鋅、合金化熱浸鍍鋅、熱浸鍍鋁、合金化熱浸鍍鋁、或電鍍，具有可以防止表面的氧化皮生成、在熱鍛壓升溫時無需用於避免氧化皮生成的無氧化氣氛升溫、無需熱鍛壓後的去氧化皮處理等優點，而且熱鍛壓成形品顯現出防鏽性。


圖1是表示以往的連續退火後的熱鍛壓用鋼板的強度偏差的圖。圖2是表示本發明的連續退火工序中的溫度過程模式的圖。圖3A是表示將卷取溫度設定為680°C的連續退火後的熱鍛壓用鋼板的強度偏差的圖。圖3B是表示將卷取溫度設定為750°C的連續退火後的熱鍛壓用鋼板的強度偏差的圖。圖3C是表示將卷取溫度設定為500°C的連續退火後的熱鍛壓用鋼板的強度偏差的圖。圖4是表示本發明的實施例中的熱鍛壓成形品的形狀的圖。

圖5是表示本發明的實施例中的熱鍛壓順序的圖。圖6是表示本發明中熱鍛壓時的淬火性根據Cr θ /CrM及Mn θ /ΜηΜ的值而變化的圖。圖7Α是表示被分割的珠光體的2000倍SEM觀察結果。圖7Β是表示被分割的珠光體的5000倍SEM觀察結果。圖8Α是表示未分割的珠光體的2000倍SEM觀察結果。圖8Β是表示未分割的珠光體的5000倍SEM觀察結果。
具體實施例方式以下示出本發明的優選實施方式。首先，對本發明中重要的Ac3的計算方法進行說明。在本發明中，Ac3的值準確是重要的，因此優選通過實驗來測定而不是由計算式來算出。另外，Ac1也可以由相同的試驗來測定。作為測定方法的例子，通常有非專利文獻1、2中所示的由加熱及冷卻時的鋼材的長度變化來求出的方法。加熱時開始出現奧氏體的溫度為Ac1、形成奧氏體單相的溫度為Ac3,分別可以從膨脹的變化來讀取。通過實驗來測定時，通常有下述方法:以實際在連續退火工序中升溫時的加熱速度將冷軋後的鋼板進行升溫，由膨脹曲線測定Ac3。這裡的加熱速度是指在Ac1以下的溫度即「500°C 650°C」的溫度區域中的平均加熱速度，使用該加熱速度以恆定速度進行加熱。在本發明中，採用以5°C /s為升溫速度進行測定而得到的結果。另一方面，將由奧氏體單相開始向鐵素體或貝氏體等低溫相變相進行相變的溫度稱為Ar3,關於熱軋工序中的相變，Ar3根據熱軋條件和軋制後的冷卻速度而變化。因此，關於Ar3,根據ISIJ International, Vol.32 (1992)，N0.3中公開的計算模型來算出，由與實際溫度的相關關係來決定從Ar3至600°C為止的保持時間。(第I實施方式)以下對本發明的第I實施方式的熱鍛壓用鋼板進行說明。
(熱鍛壓用鋼板的淬火指數)熱鍛壓原材料為了在淬火後得到高強度，因此通常為高碳成分且淬火性高的成分設計。在本發明中，「淬火性高」是指作為淬火指數的DIineh值為3以上。該DIineh值可以基於ASTM A255-67來計算。具體的計算方法示於非專利文獻3。關於DIineh值的計算方法，已有幾個提案，但在本實施方式中使用相加法來計算，關於計算B的效果的fB式，使用非專利文獻3中記載的式子fB = I + 2.7 (0.85 — wt%C)0另外，需要根據C添加量來指定奧氏體的粒度N0.，但實際上奧氏體粒度N0.會根據熱軋條件等而變化，因此在本實施方式中統一成N0.6的粒度進行計算。DIinch值是表示淬火性的指標，未必與鋼板的強度有直接聯繫。即，馬氏體的強度由C及其它的固溶元素量決定。因此，並不是在所有C添加量多的鋼材中都存在本發明的課題。這是因為即使在C添加量多的情況下，只要DIindl值是低值，鋼板的相變也較快地進展，因此在ROT冷卻中的卷取前相變幾乎完成。進而，在退火工序中，從最高加熱溫度開始的冷卻中鐵素體相變也容易進行，因此容易製造軟質的熱鍛壓原材料。另一方面，在DIimh值高且C添加量多的鋼材中，本發明的課題變得明顯。因此，在含有0.18% 0.35%的C的鋼材、且DIineh值為3以上的情況下，本發明的效果大。另一方面，在DIineh值極端高的情況下，會成為本發明的範圍外的成分，連續退火中不進行鐵素體相變，不能適用本發明。因此，作為DIimh值的上限，優選10左右。(熱鍛壓用鋼板的化學成分)本實施方式的熱鍛壓用鋼板含有C、Mn、S1、P、S、N、Al、T1、B、及Cr，餘量由鐵及不可避免的雜質構成。另外，作為選擇元素，可以含有Mo、Nb、V、N1、Cu、Sn、Ca、Mg、REM中的I種以上。以下，對各元素的含量的優選範圍進行說明。表示含量的％是指質量％。在本實施方式的熱鍛壓用鋼板中，只要是不顯著妨礙本發明效果的程度的含量，可以含有上述元素以外的不可避免的雜質，但優選儘可能為少量。

(C:0.18% 0.35%)當C含量低於0.18%時，熱鍛壓後的淬火強度變低，部件內的強度差變小。另一方面，當C含量超過0.35%時，Ac1點以下的非加熱部的成形性顯著降低。因此，C的下限值為0.18%，優選為0.20%，進一步優選為0.22%。C的上限值為
0.35%，優選為0.33%，進一步優選為0.30%ο(Mn:1.0% 3.0%)當Mn含量低於1.0%時，難以確保熱鍛壓時的淬火性。另一方面，當Mn含量超過
3.0%時，容易發生Mn偏析，熱軋時容易開裂。因此，Mn的下限值為1.0%，優選為1.2%，進一步優選為1.5%。Mn的上限值為3.0%，優選為2.8%，進一步優選為2.5%。(S1:0.01% 1.0%)Si具有若干改善淬火性的效果，但其效果小。通過含有與其它元素相比固溶強化量大的Si，可以減少淬火後得到所需的強度時的C添加量。由此，可以有助於改善高C鋼中處於劣勢的焊接性。因此，添加量越大效果越大，但當超過1.0%時，由於鋼板表面的氧化物的生成，會導致用以賦予耐蝕性的化學被膜生成處理性顯著劣化、或阻礙鍍鋅的潤溼性。另夕卜，下限沒有特別設定，但通常脫氧水平所使用的Si量即0.01%左右成為實質的下限。
因此，Si的下限值為0.01%。Si的上限值為1.0%，優選為0.8%。(P:0.001% 0.02%)P雖然是固溶強化能力高的元素，但在超過0.02%的含量下，與Si同樣地會導致化學被膜生成處理性劣化。另外，下限沒有特別設定，但要製成低於0.001%，成本會大幅上升，因此實質上很困難。(S:0.0005% 0.01%)S由於會生成導致韌性或加工性劣化的MnS等夾雜物，因此優選添加量少。為此，優選設成0.01%以下。另外，下限沒有特別設定，但要製成低於0.0005%，成本會大幅上升，因此實質上很困難。(N:0.001% 0.01%)N由於在進行B添加時會使淬火性改善效果劣化，因此優選使添加量儘量少。從該觀點出發，將上限設為0.01%。另外，下限沒有特別設定，但要製成低於0.001%，成本會大幅上升，因此實質上很困難。(Al:0.01% 1.0%) Al由於與Si同樣地具有固溶強化能力，因此可以以減少C添加量為目的進行添加。由於與Si同樣地會使化學被膜生成處理性或鍍鋅的潤溼性劣化，因此其上限設為
1.0%，下限沒有特別設定，但以脫氧水平混入的Al量即0.01%為實質上的下限。(T1:0.005% 0.2%)Ti對於將導致B添加效果劣化的N進行無害化是有效的。S卩，當N含量多時，B會與N結合形成BN。B的淬火性改善效果由於當B為固溶狀態時發揮，因此在高N的狀態下即使添加B，也得不到其淬火性改善效果。為此，通過添加Ti，可以將N以TiN的形式固定，從而使B以固溶狀態殘留。通常，關於用於得到該效果所需的Ti量，只要添加根據原子量比為N的4倍左右以上即可。因此，考慮到不可避免地混入的N含量，需要為下限即0.005%以上。另外，Ti會與C結合形成TiC。關於這點，由於可預料到改善熱鍛壓後的延遲斷裂特性的效果，因此在積極改善延遲斷裂特性的情況下，優選添加0.05%以上Ti。但是，當添加超過0.2%時，會在奧氏體晶界等中形成粗大的TiC，在熱軋中產生裂紋，因此將0.2%設為上限。(B:0.0002% 0.005%)B作為廉價地改善淬火性的元素是最有效的元素之一。如上所述，在添加B時，必須為固溶狀態，因此需要根據所需來進行Ti的添加。另外，當低於0.0002%時，得不到其效果，因此將0.0002%設為下限，而當超過0.005%時，其效果飽和，因此優選將0.005%設為上限。(Cr:0.002% 2.0%)Cr通過0.002%以上的含量使淬火性及韌性提高。韌性的提高依靠於通過形成合金碳化物來改善延遲斷裂特性的效果、或將奧氏體粒徑細粒化的效果。另一方面，當Cr的含量超過2.0%時，該效果飽和。(Mo:0.002% 2.0%)(Nb:0.002% 2.0%)(V:0.002% 2.0%)
Mo,Nb,V分別為0.002%以上的含量時，使淬火性及韌性提高。關於韌性的提高效果，可以通過利用合金碳化物的形成來改善延遲斷裂特性、或將奧氏體粒徑細粒化來得到。另一方面，當各元素的含量超過2.0%時，該效果飽和。因此，可以在0.002% 2.0%的範圍內分別含有Mo、Nb、V。(N1:0.002% 2.0%)(Cu:0.002% 2.0%)(Sn:0.002% 2.0%)另外，N1、Cu、Sn分別為0.002%以上的含量時，使韌性改善。另一方面，當各元素的含量超過2.0%時，該效果飽和。因此，可以在0.002% 2.0%的範圍內分別含有N1、Cu、Sn。(Ca:0.0005% 0.0050%)(Mg:0.0005% 0.0050%)(REM:0.0005% 0.0050%)Ca,Mg,REM分別為0.0005%以上的含量時，對夾雜物的微細化及其抑制具有效果。另一方面，當各元素的含量超過0.0050%時，該效果飽和。因此，可以在0.0005% 0.0050%的範圍內分別含有Ca、Mg、REM。(熱鍛壓用鋼板的顯微組織)接著，對本實施方式的熱鍛壓用鋼板的顯微組織進行說明。
圖2表示連續退火工序中的溫度過程模式。在圖2中，Ac1意味著升溫時開始向奧氏體發生逆相變的溫度，Ac3意味著升溫時鋼板的金屬組成完全變為奧氏體的溫度。經過冷軋工序的鋼板處於熱軋板的顯微組織因冷軋而被破壞的狀態，在該狀態下會形成位錯密度非常高的硬質的狀態。通常，淬火原材料的熱軋鋼板的顯微組織是鐵素體與珠光體的混合組織。但是，根據熱軋板的卷取溫度，顯微組織可以控制成貝氏體主體或馬氏體主體的組織。在製造本實施方式的熱鍛壓用鋼板時，如後所述，通過在加熱工序中將鋼板加熱至Ac/C以上從而使未再結晶鐵素體的體積分率為30%以下。另外，通過在加熱工序中使最高加熱溫度低於Ac3°C且在冷卻工序中以10°C /s以下的冷卻速度從最高加熱溫度冷卻至660°C為止，從而在冷卻中進行鐵素體相變，使鋼板軟質化。當在冷卻工序中促進鐵素體相變並將鋼板進行軟質化時，在加熱工序中微量地殘留鐵素體是適當的，為此優選將最高加熱溫度設為「(ACl+20) °C (Ac3 — 10) V」。通過加熱至該溫度區域為止，不僅硬質的未再結晶鐵素體通過由退火中的位錯移動引起的回覆及再結晶而軟化，而且可以將殘留的硬質的未再結晶鐵素體進行奧氏體化。在該加熱工序中，事先殘留微量的未再結晶鐵素體，在接下來的冷卻速度為10°C /s以下的冷卻工序和在「550°C 660°C」的溫度區域中保持I分鐘 10分鐘的保持工序中，鐵素體以該未再結晶鐵素體為核而生長，通過C在未相變奧氏體中的濃化，促進滲碳體的析出。因此，本實施方式的熱鍛壓用鋼板的退火工序後的主要的顯微組織由鐵素體、滲碳體及珠光體構成，一部分包含殘留奧氏體、馬氏體及貝氏體。關於加熱工序中的最高加熱溫度的範圍，可以通過調整熱軋工序中的軋制條件及ROT中的冷卻條件來擴大。即，本發明的課題的根源起因於熱軋板的顯微組織的偏差，只要按使熱軋板勻質化、且冷軋後的鐵素體的再結晶均勻且迅速進行的方式調整熱軋板的顯微組織，則即使將加熱工序中的最高加熱溫度的下限擴大至(Ac1 - 40) °C也能抑制未再結晶鐵素體的殘留，能擴大保持工序中的條件(如後所述那樣在「450°C 660°C」的溫度區域中為20秒 10分鐘)。更具體而言，本實施方式的熱鍛壓用鋼板具有下述金屬組織:將再結晶鐵素體和相變鐵素體加和得到的鐵素體的體積分率為50%以上，未再結晶鐵素體分率的體積分率為30%以下。當鐵素體分率低於50%時，連續退火工序後的鋼板硬度變高。另外，當未再結晶鐵素體分率超過30%時，連續退火工序後的鋼板硬度變高。未再結晶鐵素體的比例可以通過解析電子射線背散射解析圖像(EBSP=ElectiOnBack Scattering diffraction Pattern)來測定。關於未再結晶鐵素體與除此以外的鐵素體、即再結晶鐵素體及相變鐵素體的辨別，可以通過用Kernel Average Misorientation法(KAM法)對EBSP的晶體取向測定數據進行解析來辨別。在未再結晶鐵素體的晶粒內，位錯雖然回復了，但存在因冷軋時的塑性形變而產生的晶體取向的連續變化。另一方面，除未再結晶鐵素體外的鐵素體 晶粒內的晶體取向變化變得極小。這是因為:雖然通過再結晶及相變，相鄰的晶粒的晶體取向大不相同，但在一個晶粒內晶體取向沒有變化。在KAM法中，由於可以定量地示出與相鄰的像點(測定點)之間的晶體取向差，因此本發明中將與相鄰測定點之間的平均晶體取向差為1° (度)以內且平均晶體取向差為2° (度)以上的像點間定義為晶界時，將晶體粒徑為3μπι以上的晶粒定義為除未再結晶鐵素體以外的鐵素體、即再結晶鐵素體及相變鐵素體。另外，本實施方式的熱鍛壓用鋼板的特徵在於，(A)固溶於鐵系碳化物中的Cr的濃度Cr e與固溶於母材中的Cr的濃度CrM之比Cr e /CrM的值為2以下，或者(B )固溶於鐵系碳化物中的Mn的濃度Mn θ與固溶於母材中的Mn的濃度ΜηΜ之比Mn e /MnM的值為10以下。鐵系碳化物的代表即滲碳體在熱鍛壓加熱時在奧氏體中溶解，使奧氏體中的C濃度提高。在熱鍛壓工序中的加熱時，在通過快速加熱等進行了低溫短時間加熱的情況下，滲碳體的溶解變得不充分，變得淬火性不足或淬火後的強度不足。關於滲碳體的溶解速度，可以通過減少在滲碳體中容易分配的元素Cr或Mn在滲碳體中的分配量來改善。當Cr0/CrM的值超過2而且Mne/MnM的值超過10時，短時間加熱時滲碳體在奧氏體中的溶解變得不充分。優選Cre/CrM的值為1.5以下或Mn e/MnM的值為7以下。該Cr θ /CrM及Mn θ /ΜηΜ可以通過鋼板的製造方法來減少。具體在第2實施方式及第3實施方式中描述，但需要抑制這些置換型元素向鐵系碳化物中的擴散，需要在熱軋工序及冷軋後的連續退火工序中控制該擴散。Cr或Mn等置換型元素(substitutional element)與C或N等間隙型元素(interstitial element)不同,通過在600°C以上的高溫下長時間保持而擴散到鐵系碳化物中。為了避免這樣，大致有2種方法。一種方法如第2實施方式那樣,通過在連續退火中將熱軋中所生成的鐵系碳化物加熱至Ac1 Ac3從而使全部奧氏體溶解，通過從最高加熱溫度開始進行10°C /s以下的緩慢冷卻和在550 660°C下進行保持，從而進行鐵素體相變和鐵系碳化物的生成。該連續退火中生成的鐵系碳化物由於在短時間內生成，因此不易引起置換型元素的擴散。另一種方法如第3實施方式那樣，在熱軋工序後的冷卻工序中，通過結束鐵素體及珠光體相變，可以製成軟質且均勻、而且珠光體中的鐵系碳化物中置換型元素的擴散量少的狀態。上述熱軋條件的限定理由稍後描述。由此，可以在熱軋後的熱軋板的狀態下使Cre/CrM及Mne/MnM為低值。因此，在本發明的實施方式3中，在冷軋後的連續退火工序中，即使是(Ac1 - 40) °C這一僅發生鐵素體再結晶的溫度區域中的退火，只要能夠在上述熱軋後的ROT冷卻中結束相變，即可降低Cre/CrM&Mne/MnM。如圖6所示，這些閾值由將作為本發明範圍的Cr e /CrM及Mn θ /ΜηΜ為低值的C_1和作為本發明範圍外的高值的C-4以150°C /s加熱至850°C後保持10秒、然後以5°C /s冷卻時的膨脹曲線來決定。即，在Cr e/CrM及Mnθ /ΜηΜ為高值的材料中，在冷卻中從650°C附近開始相變，相對於此，在Cr θ /CrM及Mn θ /ΜηΜ高的材料中，直至400°C以下為止確認不到明顯的相變。即，通過使Cr θ /CrM及Mn θ /ΜηΜ為低值，可以改善快速加熱後的淬火性。鐵系碳化物中的Cr及Mn的成分分析的測定方法沒有特別規定，但例如可以由鋼板的任意部位製作提取複製試樣，使用透射電子顯微鏡(TEM)以1000倍以上的倍率進行觀察，通過TEM附帶的能量分散型分光分析裝置(EDS)進行分析。進而，關於母相中的Cr及Mn的成分分析，可以製作常用的薄膜，在遠離鐵系碳化物的鐵素體晶粒內進行EDS分析。此外，在本實施方式的熱鍛壓用鋼板中，未分割的珠光體分率可以是10%以上。未分割的珠光體示出了在退火工序中一度被奧氏體化的珠光體在冷卻工序中再次進行珠光體相變的現象，該未分割的珠光體的存在表不Cr 0 /CrM及Mn 0 /Mnltl更低。該未分割的珠光體存在10%以上時，鋼板的淬火性改善。該未分割的珠光體意味著:通常，在熱軋鋼板的顯微組織由鐵素體及珠光體形成的情況下，若將該熱軋鋼板冷軋至50%左右後使鐵素體再結晶，則如圖7A、圖7B的SEM觀察結果那樣，形成珠光體被細小地分割的形態。另一方面，在連續退火中被加熱至Acl以上的情況下，這些珠光體一度變成奧氏體後，通過之後的冷卻過程和保持，發生鐵素體相變和珠光體相變。該珠光體由於通過短時間的相變而形成，因此是鐵系碳化物中不含置換型元素的狀態，且呈現未分割的圖8A、圖8B那樣的形態。關於未分割的珠 光體的面積率，可以通過光學顯微鏡觀察切割、研磨後的試驗片，通過點計數(point counting)法來測定其比率。(第2實施方式)以下，對本發明的第2實施方式的熱鍛壓用鋼板的製造方法進行說明。本實施方式的熱鍛壓用鋼板的製造方法至少具有熱軋工序、卷取工序、冷軋工序、以及連續退火工序。以下對各工序進行詳細說明。(熱軋工序)在熱軋工序中，將具有上述第I實施方式中說明過的化學成分的鋼坯加熱(再加熱)至1100°c以上的溫度，進行熱軋。鋼坯可以是用連續鑄造設備剛製得的板坯，也可以是用電爐製得的鋼坯。通過將鋼坯加熱至1100°c以上，可以使碳化物形成元素和碳在鋼材中充分分解溶解。另外，通過將鋼坯加熱至1200°c以上，可以使鋼坯中的析出碳氮化物充分溶解。但是，在生產成本方面不優選將鋼坯加熱至超過1280°c。關於熱軋中的精軋溫度，當低於Ar3°C時，鋼板表層由於與軋制輥的接觸而在軋制中發生鐵素體相變，存在軋制的變形阻力顯著提高的可能性。精軋溫度的上限沒有特別設定，但可以將1050°C左右設為上限。(卷取工序)關於熱軋工序後的卷取工序中的卷取溫度，優選在「700°C 900°C」的溫度區域(鐵素體相變及珠光體相變區域)或者「25°C 500°C」的溫度區域(馬氏體相變或貝氏體相變區域)進行。通常，卷取後的卷材從邊緣部分開始冷卻，因此冷卻過程不均勻，其結果是容易產生顯微組織的不均勻化，但通過在上述溫度區域進行熱軋卷材的卷取，可以抑制在熱軋工序中產生的顯微組織的不均勻。但是，即使是在上述優選範圍外的卷取溫度下，通過連續退火中的顯微組織控制，與以往相比也能大幅減少偏差。(冷軋工序)在冷軋工序中，將卷取後的熱軋鋼板在酸洗後進行冷軋，製造冷軋鋼板。(連續退火工序)在連續退火工序中，將上述冷軋鋼板進行連續退火。連續退火工序具備下述工序:將冷軋鋼板加熱至溫度範圍「ACl°C以上且低於Ac3°C 」為止的加熱工序；然後從最高加熱溫度至660°C為止設定10°C /s以下的冷卻速度將冷軋鋼板進行冷卻的冷卻工序；然後將冷軋鋼板在「550°C 660°C」的溫度區域中保持I分鐘 10分鐘的保持工序。熱鍛壓中使用的鋼板具有含有大量C成分以確保熱鍛壓後的淬火強度且含有Mn及B的特徵，對於這種淬火性高且C濃度高的鋼材成分，存在熱軋工序後的熱軋板顯微組織容易變得不均勻的傾向。但是，根據本實施方式的熱鍛壓用冷軋鋼板製造方法，通過在冷軋工序後段接著進行的連續退火工序中將冷軋鋼板加熱至「ACl°C以上且低於Ac3°C 」的溫度範圍，然後以10°C /s以下的冷卻速度從最高溫度開始冷卻至660°C為止，進而之後在「550°C 660°C」的溫度區域中保持I分鐘 10分鐘，能使顯微組織均勻。在連續退火線中，還可以實施熱浸鍍鋅、合金化熱浸鍍鋅、熱浸鍍鋁、合金化熱浸鍍鋁、或電鍍。本發明的效果即使在退火工序後實施鍍覆處理也不會消失。如圖2的 示意圖所示，經過冷軋工序的鋼板的顯微組織處於未再結晶鐵素體的狀態。在製造本實施方式的熱鍛壓用鋼板的方法中，通過在連續退火工序中加熱至高於Ac1A的高溫區域即「ACl°C以上且低於Ac3°C 」的溫度區域，從而加熱至未再結晶鐵素體微量地殘留的奧氏體相這樣的2相共存狀態。然後，在冷卻速度為10°C /s以下的冷卻工序中，以在最高加熱溫度下殘留的微量的未再結晶鐵素體為核的相變鐵素體成長。接著，在將鋼板在「550°C 660°C」的溫度區域中保持I分鐘 10分鐘的保持工序中，與鐵素體相變同時發生C在未相變奧氏體中的濃化，通過在同一溫度區域下保持，促進滲碳體的析出或珠光體相變。熱鍛壓中使用的鋼板具有含有大量C成分以確保熱鍛壓後的淬火強度且含有Mn及B的特徵，B具有在從奧氏體單相冷卻時抑制鐵素體核的生成的效果，通常在加熱至Ac3以上的奧氏體單相區域為止後進行冷卻的情況下，不易發生鐵素體相變。但是，通過使連續退火工序中的加熱溫度限於低於Ac3的「ACl°C以上且低於Ac3°C 」的溫度區域，使硬質的未再結晶鐵素體大部分逆相變成奧氏體並使鐵素體微量地殘留，在之後的冷卻速度為10°C /s以下的冷卻工序和在「550°C 660°C」的溫度區域中保持I分鐘 10分鐘的保持工序中，以殘留的鐵素體為核使鐵素體成長，從而可實現軟質化。另外，將連續退火工序中的加熱溫度設為高於Ac3°C時幾乎形成奧氏體單相，因此之後的冷卻中的鐵素體相變變得不充分而硬質化，因而將Ac3°C設為上限，當低於Ac1時，未再結晶鐵素體的體積分率提高而硬質化，因此將Ac1設為下限。進而，在「550°C 660°C」的溫度區域中將冷軋鋼板保持I分鐘 10分鐘的保持工序中，可以在鐵素體相變後C濃化的未相變奧氏體中促進滲碳體的析出或珠光體相變。這樣，根據本實施方式的鋼板的製造方法，即使在將淬火性高的原材料通過連續退火加熱至低於Ac3點為止的情況下，也可以使鋼板的顯微組織大部分成為鐵素體及滲碳體。根據相變的進展情況，也存在冷卻後貝氏體、馬氏體、殘留奧氏體微量殘留的情況。另外，當保持工序中的溫度超過660°C時，鐵素體相變的進展被延遲，退火時間變長。另一方面，當低於550°C時，有時因相變生成的鐵素體自身變為硬質、或者滲碳體析出或珠光體相變難以進展、生成低溫相變產物即貝氏體或馬氏體。另外，當保持時間超過10分鐘時，實質上連續退火設備變長，成本提高，而當低於I分鐘時，鐵素體相變、滲碳體析出、或珠光體相變變得不充分，冷卻後的顯微組織的大部分變成硬質相即貝氏體或馬氏體主體的組織，存在鋼板硬質化的風險。根據上述製造方法，經過熱軋工序的熱軋卷材通過在「700°C 900°C」的溫度區域(鐵素體或珠光體區域)進行卷取、或者在低溫相變溫度區域即「25°C 550°C」的溫度區域進行卷取，可以抑制卷取後的熱軋卷材的顯微組織的不均勻。通常在普通鋼被卷取的600°C附近，是發生鐵素體相變和珠光體相變的溫度區域，但將該淬火性高的鋼種在通常進行的熱精軋條件後在同一溫度區域進行卷取時，在從熱軋工序的精軋至卷取為止的被稱為Run-Out-Table(以下為R0T)的水冷卻裝置區間幾乎不發生相變。因此，從卷材的寬度方向考慮時，暴露於大氣中的邊緣部分和與大氣隔絕的中心部分的冷卻速度不同。進而，從卷材的長度方向考慮時也同樣，容易與大氣接觸的卷材的最頂端或最末端和與大氣隔絕的中間部分的冷卻過程也不同。為此，對於淬火性高的成分，當在與普通鋼相同的溫度區域下卷取時，由於上述冷卻過程的差異，熱軋板的顯微組織或強度在一個卷材中偏差大。當使用該熱軋板在冷軋後通過連續退火設備進行退火時，在Ac1以下的鐵素體再結晶溫度區域中，由於因熱軋板顯微組織的偏差引起的鐵素體再結晶速度的偏差，會如圖1所示那樣產生較大的強度偏差。另一方面，當加熱至Ac1以上的溫度區域後直接冷卻時，不僅會殘留大量未再結晶鐵素體，而且一部分進行了逆相變得到的奧氏體會相變成硬質相即貝氏體或馬氏體，形成硬質且偏差大的原材料。為此，若為了完全消除未再結晶鐵素體而加熱至Ac3以上，則由於Mn或B等淬火性改善元素的效果，冷卻後會變得非常硬質。因此，為了使熱軋板的顯微組織均勻化，在上述溫度區域下進行卷取是有效的。即，通過在「700°C 900°C」的溫度區域進行卷取，由於卷材卷取後從足夠高的高溫狀態被冷卻，因此可以將卷材整體製成鐵素體/珠光體組織。另一方面，通過在「25°C 550°C」的溫度區域進行卷取，可以將卷材整體製成硬質的貝氏體或馬氏體。圖3A 圖3C示出了熱軋卷材的不同卷取溫度下的連續退火後的熱鍛壓用鋼板的強度偏差。圖3A示出了將卷取溫度設定為680°C進行連續退火的情況，圖3B示出了將卷取溫度設定為750°C、gr70(TC 900°C」的溫度區域(鐵素體相變及珠光體相變區域)進行連續退火的情況，圖3C示出了將卷取溫度設定為500°C、S卩「25°C 500°C」的溫度區域(貝氏體相變及馬氏體相變區域)進行連續退火的情況。在圖3A 圖3C中，Λ TS表示鋼板的偏差(鋼板的抗拉強度的最大值一最小值)。由圖3Α 圖3C表明:通過在適宜的條件下進行連續退火，可以使燒成後的鋼板的強度均勻且柔軟。
通過使用這種強度均勻的鋼板，即使在因在熱鍛壓工序中採用局部加熱方式等而使加熱後的鋼板溫度不可避免地產生不均的情況下，也可以使熱鍛壓後的成形品的部件強度穩定。例如對於作為因局部加熱而溫度沒有上升的部分的、鋼板的原材料強度自身影響製品強度的部分，也可以通過對鋼板的原材料強度自身進行均勻管理來提高熱鍛壓後的成形品的品質管理精度。(第3實施方式)以下，對本發明的第3實施方式的熱鍛壓用鋼板的製造方法進行說明。本實施方式的熱鍛壓用鋼板的製造方法至少具有熱軋工序、卷取工序、冷軋工序、以及連續退火工序。以下對各工序進行詳細說明。(熱軋工序)在熱軋工序中，將具有上述第I實施方式中說明過的化學成分的鋼坯加熱(再加熱)至1100°c以上的溫度，進行熱軋。鋼坯可以是用連續鑄造設備剛製得的板坯，也可以是用電爐製得的鋼坯。通過將鋼坯加熱至1100°c以上，可以使碳化物形成元素和碳在鋼材中充分分解溶解。另外，通過將鋼坯加熱至1200°c以上，可以使鋼坯中的析出碳氮化物充分溶解。但是，在生產成本方面不優選將鋼坯加熱至超過1280°c。在本實施方式的熱軋工序中，在由連續的5臺以上的軋制機架構成的熱精軋中，(A)將最終軋機Fi中的熱精軋溫度FiT設定在「(Ac3 - 80) V (Ac3+40) °C」的溫度範圍內，(B)將從在位於最終軋機Fi之前的軋機匕_3中開始軋制到在最終軋機Fi中結束軋制為止的時間設定在2.5秒以上，(C)將在軋機Fp3中的熱軋溫度FiJ設定在(FiT+100) V以下進行軋制，然後在「600°C Ar3°C」的溫度區域中保持3秒 40秒，在上述卷取工序中卷取。通過如此進行熱軋，可以在熱軋中的冷卻床即ROT (Run Out Table)中從奧氏體向低溫相變相即鐵素體或珠光體、貝氏體穩定地發生相變，可以減少由卷材卷取後產生的冷卻溫度偏差帶來的鋼板的強度偏差。為了在ROT內完成相變，奧氏體粒徑微細、且在ROT內在Ar3°C以下的溫度下長時間保持是重要的條件。當FiT低於(Ac3 - 80) °C時，熱軋中進行鐵素體相變的可能性提高，熱軋形變阻力變得不穩定。另一方面，當FiT超過(Ac3+40) 1:時，精軋後即將冷卻前的奧氏體粒徑粗大化，鐵素體相變延遲。FiT進一步優選設為「(Ac3 — 70) °C (Ac3+20) °C」的溫度區域。通過設成上述熱軋條件，可以使精軋後的奧氏體粒徑微細化，可以促進ROT冷卻中的鐵素體相變。由此,在ROT內進行相變，因此能大幅減少因卷取後的卷材冷卻偏差而引起的卷材長度方向和寬度方向的顯微組織偏差。例如，在具有7臺精軋機的熱軋線的情況下，將從相當於由最終機架F7軋機往回數第3段的F4軋機到F7軋機為止的通過時間設定為2.5秒以上。當該通過時間低於2.5秒時，在機架間奧氏體不會再結晶，因此在奧氏體晶界偏析的狀態的B會顯著延遲鐵素體相變，在ROT內難以進行相變。通過時間優選為4秒以上。上限沒有特別限制，但當通過時間為20秒以上時，機架間的鋼板的溫度降低變大，無法通過熱軋來進行軋制。為了使奧氏體微細且在奧氏體晶界不存在B的方式再結晶，需要在Ar3以上的極低溫度下完成軋制，並在同一溫度區域使奧氏體再結晶。為此，將F4軋機的軋制出側溫度設為(FJ+100)°C以下 。這是因為:為了獲得精軋後段的奧氏體粒徑微細化效果，需要使F4軋機中的軋制溫度低溫化。FiJ的下限沒有特別設定，但由於最終F7軋機中的出側溫度為FiT,因此FiT成為下限。
通過使600°C Ar3°C的溫度區域中的保持時間為長時間，從而發生鐵素體相變。Ar3由於是鐵素體相變開始溫度，因此將其設為上限，並將生成軟質的鐵素體的600°C設為下限。優選的溫度區域為通常鐵素體相變進展最快的600°C 700°C。(卷取工序)關於熱軋工序後的卷取工序中的卷取溫度，通過在上述冷卻工序中在600°C Ar3°C中保持3秒以上，將進行了鐵素體相變的熱軋鋼板直接卷取。實質上雖然會因ROT的設備長度而變化，但在500 650°C左右的溫度區域中進行卷取。通過如上進行熱軋，卷材冷卻後的熱軋板顯微組織呈現以鐵素體及珠光體為主體的組織，可以抑制在熱軋工序中生成的顯微組織的不均勻。(冷軋工序)在冷軋工序中，將卷取後的熱軋鋼板在酸洗後進行冷軋，製造冷軋鋼板。(連續退火工序)在連續退火工序中，將上述冷軋鋼板進行連續退火。連續退火工序具備下述工序:將冷軋鋼板加熱至溫度範圍「(ACl - 40) °C以上且低於Ac3°C」為止的加熱工序；然後從最高加熱溫度至660°C為止設定10°C /s以下的冷卻速度將冷軋鋼板進行冷卻的冷卻工序；然後將冷軋鋼板在「450°C 660°C」的溫度區域內保持20秒 10分鐘的保持工序。通過上述第3實施方式的熱軋 工序，在ROT內從奧氏體向鐵素體或珠光體進行相變後，卷取成卷材，因此減少了由卷材卷取後產生的冷卻溫度偏差帶來的鋼板的強度偏差。因此，通過在冷軋工序的後段之後的連續退火工序中，將冷軋鋼板加熱至「(ACl - 40) °〇以上且低於Ac3°C」的溫度範圍，然後以10°C /s以下的冷卻速度從最高溫度冷卻至660°C，進而然後在「450°C 660°C」的溫度區域中保持20秒 10分鐘，即可與第2實施方式中所述的鋼板製造方法同等以上地使顯微組織均勻。 在連續退火線中，還可以實施熱浸鍍鋅、合金化熱浸鍍鋅、熱浸鍍鋁、合金化熱浸鍍鋁、或電鍍。本發明的效果即使在退火工序後實施鍍覆處理也不會消失。如圖2的示意圖所示，經過冷軋工序的鋼板的顯微組織處於未再結晶鐵素體的狀態。在製造本發明第3實施方式的熱鍛壓用鋼板的方法中，除了通過在連續退火工序中加熱至「(ACl-40) V以上且低於Ac3°C 」的溫度區域為止、從而加熱至未再結晶鐵素體微量殘留的奧氏體相這樣的2相共存狀態的第2實施方式之外，即使在不發生向奧氏體的逆相變的Ac/C (Ac1 - 40) °C的加熱溫度下，卷材內也均勻地進行鐵素體的回覆和再結晶，從而可以實現加熱溫度的低溫化。另外，通過使用該呈現均勻的組織的熱軋板，在加熱至Ac1 V以上且低於Ac3°C的溫度後以10°C /s以下的冷卻速度冷卻後的保持與第2實施方式相比可以實現低溫化和短時間化。這表示通過製成均勻的顯微組織，在從奧氏體開始的冷卻工序中鐵素體相變更快地進行，即使在低溫和短時間的保持條件下，也能充分實現組織的均勻化和軟質化。即，在將鋼板在「450°C 660°C」的溫度區域中保持20秒 10分鐘的保持工序中，與鐵素體相變同時發生C在未相變奧氏體中的濃化，通過在同一溫度區域中的保持而迅速發生滲碳體的析出或珠光體相變。基於上述觀點，當低於(Ac1 - 40) 1:時，鐵素體的回覆和再結晶變得不充分，因此將(Ac1 - 40) °C作為下限，另一方面，當為Ac3°C以上時，由於B添加效果所引起的鐵素體核生成延遲，鐵素體相變沒有充分進行，退火後的強度顯著上升，因此將Ac3°C作為上限。另夕卜，通過之後的冷卻速度為10°c /s以下的冷卻工序和在「450°C 660°C」的溫度區域中保持20秒 10分鐘的保持工序，以殘留鐵素體為核而使鐵素體成長，從而可實現軟質化。這裡，在於「450°C 660°C」的溫度區域中保持20秒 10分鐘的保持工序中，在鐵素體相變後在C濃化的未相變奧氏體中，能促進滲碳體的析出或珠光體相變。這樣，根據本實施方式的鋼板的製造方法，即使在將淬火性高的原材料通過連續退火加熱至低於Ac3點為止的情況下，也可以使鋼板的顯微組織大部分成為鐵素體及滲碳體。根據相變的進展情況，也存在冷卻後貝氏體、馬氏體、殘留奧氏體微量殘留的情況。另外，當保持工序中的溫度超過660°C時，鐵素體相變的進展延遲，退火時間變長。另一方面，當低於450°C時，有時因相變生成的鐵素體自身變為硬質、或者滲碳體析出或珠光體相變難以進展、生成低溫相變產物即貝氏體或馬氏體。另外，當保持時間超過10分鐘時，實質上連續退火設備變長，成本提高，而當低於20秒時，鐵素體相變、滲碳體析出、或珠光體相變變得不充分，冷卻後的顯微組織的大部分變成硬質相即貝氏體或馬氏體主體的組織，存在鋼板硬質化的風險。圖3A 圖3C示出了熱軋卷材的不同卷取溫度下的連續退火後的熱鍛壓用鋼板的強度偏差。圖3A示出了將卷取溫度設定為680°C進行連續退火的情況，圖3B示出了將卷取溫度設定為750°C、gp「70(TC 900°C」的溫度區域(鐵素體相變及珠光體相變區域)進行連續退火的情況，圖3C示出了將卷取溫度設定為500°C、S卩「25°C 500°C」的溫度區域(貝氏體相變及馬氏體相變區域)進行連續退火的情況。在圖3A 圖3C中，Λ TS表示鋼板的偏差(鋼板的抗拉強度的最大值一最小值)。由圖3Α 圖3C表明:通過在適宜的條件下進行連續退火，能使燒成後的鋼板的強 度均勻且柔軟。通過使用這種強度均勻的鋼板，即使在因在熱鍛壓工序中採用局部加熱方式等而使加熱後的鋼板溫度不可避免地產生不均的情況下，也可以使熱鍛壓後的成形品的部件強度穩定。例如，對於作為因局部加熱而溫度沒有上升的電極保持部的、鋼板的原材料強度自身影響製品強度的部分，也可以通過對鋼板的原材料強度自身進行均勻管理來提高熱鍛壓後的成形品的品質管理精度。以上，根據第I實施方式、第2實施方式及第3實施方式對本發明進行了說明，但本發明不僅僅限於上述實施方式，可以在權利要求書的範圍內進行各種改變。例如在第2實施方式的熱軋工序、連續退火工序等中也可以採用第3實施方式中的上述條件。實施例下面示出本發明的實施例。
權利要求
1.一種鋼板，其特徵在於，具有下述化學成分:以質量％計含有 C:0.18% 0.35%、Mn:1.0% 3.0%、Si:0.01% 1.0%、P:0.001% 0.02%、S:0.0005% 0.01%、N:0.001% 0.01%、Al:0.01% 1.0%、T1:0.005% 0.2%、B:0.0002% 0.005%、以及 Cr:0.002% 2.0%，餘量由鐵及不可避免的雜質構成， 以體積分率計，鐵素體分率為50%以上，且未再結晶鐵素體分率為30%以下， 固溶於鐵系碳化物中的Cr的濃度Cr θ與固溶於母材中的Cr的濃度CrM之比Cr e /CrM的值為2以下，或者固溶於鐵系碳化物中的Mn的濃度Mn θ與固溶於母材中的Mn的濃度ΜηΜ之比Mne/MnM的值為10以下。
2.根據權利要求1所述的鋼板，其特徵在於，所述化學成分進一步含有 Mo:0.002% 2.0%、Nb:0.002% 2.0%、V:0.002% 2.0%、N1:0.002% 2.0%、Cu:0.002% 2.0%、Sn:0.002% 2.0%、 Ca:0.0005% 0.0050%、Mg:0.0005% 0.0050%、 REM:0.0005% 0.0050% 中的 I 種以上。
3.根據權利要求1所述的鋼板，其特徵在於，淬火指數DIindl值為3以上。
4.根據權利要求1所述的鋼板，其特徵在於，未分割的珠光體分率為10%以上。
5.一種鋼板的製造方法，其特徵在於，具備下述工序: 將含有權利要求1或2所述的化學成分的板坯進行熱軋而得到熱軋鋼板的熱軋工序； 將熱軋後的所述熱軋鋼板進行卷取的卷取工序； 將卷取後的所述熱軋鋼板進行冷軋而得到冷軋鋼板的冷軋工序；和 將冷軋後的所述冷軋鋼板進行連續退火的連續退火工序， 所述連續退火工序具備下述工序: 將所述冷軋鋼板加熱至Ac/C以上且低於Ac3°C的溫度區域為止的加熱工序； 將加熱後的所述冷軋鋼板以10°C /s以下的冷卻速度從最高加熱溫度冷卻至660°C的冷卻工序；和 將冷卻後的所述冷軋鋼板在550°C 660°C的溫度區域中保持I分鐘 10分鐘的保持工序。
6.根據權利要求5所述的鋼板的製造方法，其特徵在於，在所述連續退火工序後，進行熱浸鍍鋅處理、合金化熱浸鍍鋅處理、熱浸鍍鋁處理、合金化熱浸鍍鋁處理、以及電鍍處理中的任一種。
7.一種鋼板的製造方法，其特徵在於，具備下述工序: 將含有權利要求1或2所述的化學成分的板坯進行熱軋而得到熱軋鋼板的熱軋工序； 將熱軋後的所述熱軋鋼板進行卷取的卷取工序； 將卷取後的所述熱軋鋼板進行冷軋而得到冷軋鋼板的冷軋工序；和 將冷軋後的所述冷軋鋼板進行連續退火的連續退火工序， 在所述熱軋工序中，在由連續的5臺以上的軋制機架構成的熱精軋中，將最終軋機Fi中的熱精軋溫度FiT設定在(Ac3 - 80) °C (Ac3 + 40) °C的溫度範圍內，將從在位於所述最終軋機Fi之前的軋機匕_3中開始軋制至在所述最終軋機Fi中結束軋制為止的時間設定在2.5秒以上，將在所述軋機Fp3中的熱軋溫度FiJ設定在FiT + IOO0C以下進行軋制， 在600°C Ar3°C的溫度區域中保持3秒 40秒後，通過所述卷取工序進行卷取， 所述連續退火工序具備下述工序: 將所述冷軋鋼板加熱至(Ac1 - 40) °C以上且低於Ac3°C的溫度區域為止的加熱工序；將加熱後的所述冷軋鋼板以10°C /s以下的冷卻速度從最高加熱溫度冷卻至660°C的冷卻工序；和 將冷卻後的所述冷軋鋼板在450°C 660°C的溫度區域中保持20秒 10分鐘的保持工序。
8.根據權利要求7所述的鋼板 的製造方法，其特徵在於，在所述連續退火工序後，進行熱浸鍍鋅處理、合金化熱浸鍍鋅處理、熱浸鍍鋁處理、合金化熱浸鍍鋁處理、以及電鍍處理中的任一種。
全文摘要
本發明提供下述鋼板，其具有下述化學成分以質量%計含有C0.18%～0.35%、Mn1.0%～3.0%、Si0.01%～1.0%、P0.001%～0.02%、S0.0005%～0.01%、N0.001%～0.01%、Al0.01%～1.0%、Ti0.005%～0.2%、B0.0002%～0.005%、以及Cr0.002%～2.0%，餘量由鐵及不可避免的雜質構成，以體積分率計鐵素體分率為50%以上，且未再結晶鐵素體分率為30%以下，固溶於鐵系碳化物中的Cr的濃度Crθ與固溶於母材中的Cr的濃度CrM之比Crθ/CrM的值為2以下，或者固溶於鐵系碳化物中的Mn的濃度Mnθ與固溶於母材中的Mn的濃度MnM之比Mnθ/MnM的值為10以下。
文檔編號C21D1/18GK103168106SQ201180050250
公開日2013年6月19日 申請日期2011年10月21日 優先權日2010年10月22日
發明者林邦夫, 麻生敏光, 友清壽雅 申請人:新日鐵住金株式會社